1、Ko決定，還受自身擴散性質的制約，液相Ko為一常數，證明如下：如右圖所第四章1. 何謂結晶過程中的溶質再分配 ？它是否僅由平衡分配系數 上的液相Ko所決定？當相圖線和固相線皆為直線時，試證明Ko為一常數。答：結晶過程中的溶質再分配：是指在結晶過程中溶質在液、固兩相重新分布的現象溶質再分配不僅由平衡分配系數中的對流強弱等因素也將影響溶質再分配當相圖上的液相線和固相線皆為直線時示：液相線及固相線為直線，假設其斜率分別為mL及ms雖然Cs、Cl隨溫度變化有不同值，但Cs (Tm T ) I ms = mL 二常數CL (Tm T mLmS此時，Ko與溫度及濃度無關，所以，當液相線和固相線為直線時，不

2、同溫度和濃度下Ko為 定值。2. 某二元合金相圖如右所示。合金液成分為Cb=40%，置于長瓷舟中并從左端開始凝固。溫度梯度大到足以使固-液界面保持平面生長。假設固相無擴散，液相均勻混合。試求：a相與液相之間的平衡分配系數Ko；凝固后共晶 體的數量占試棒長度的百分之幾 曲凝固后的試棒中溶質 B的濃度沿試棒長度的分布曲線定值，所以：如右圖，由于液相線及固相線均為直當 T=500 C 時,線不同溫度和濃度下Ko為Ko =30% =0.560%解：(1 )平衡分配系數Ko的求解：k o即為所求a相與液相之間的平衡分配系數.(2)凝固后共晶體的數量占試棒長度的百分數的計算KCl。 1C L由固相無擴散液

3、相均勻混合下溶質再分配的正常偏析方程 代入的 Cl = 60 % , K - 0.5, C j= C b=40%可求出此時的fL = 44.4%由于T=500 C為共晶轉變溫度，所以此時殘留的液相最終都將轉變為共晶組織所以凝固后共晶體的數量占試棒長度的百分數也即為44.4 %(3 )凝固后的試棒中溶質B的濃度沿試棒長度的分布曲線(并注明各特征成分及其位置)如下:RfR2,且 R23. 在固相無擴散而液相僅有擴散凝固條件下，分析凝固速變 大( R)時，固相成分的變化情況，以及溶質富集層的變化情況。答：在固相無擴散而液相僅有擴散條件下凝固速度變大時(1)固相成分將發生以下變化:當凝固速度增大時，固

4、液界面前沿的液相和固相都將經歷：穩定態f不穩定態f穩定態的過程。如右圖所示，當R2 Ri時在新、舊穩定狀態之間，CsCo。重新 恢復到穩定時，Cs又回到Co。R2上升越多，R2/R1越大，不穩定區內Cs越高(2)溶質富集層的變化情況如下：*其它條件不變的悄況下，R越大，在 固-液界面前沿溶質富集越嚴電，曲線 越陡悄。如右圖所示。金越人，富集層高度4C越人，過渡區時間(&)越長，過渡區間也就越寬。在新的穩定狀態下，富集區的面積將減小4. A-B二元合金原始成分為 Co=Cb=2.5%, K -0.2 , mL =5,自左向右單向凝固，固相無擴散而 液相僅有擴散(Dl=3 X 105cmf/s )

5、。到達穩定態凝固時，求固-液界面的CS和CL ；(2)固-液界面保持平整界面的條件。解：(1)求固-液界面的c；和cL :由于固相中無擴散而液相中僅有限擴散的情況下到達穩定狀態時，滿足:C)Cs=C代入 Co=Cb=2.5%, Ko=O.2CO=12.5%2.5%Ko0.2即可得出：C s= Co= 2? 5%(2)固-液界面保持平整界面的條件：當存在“成分過冷時，隨著的“成分過冷的增大，固溶體生長方式將經歷胞狀晶一柱狀樹枝晶一內部等軸晶(自由樹枝晶)的轉變過程，所以只有當不發生成分過冷時，固-液界面才可保持平整界面，即需滿足Gl ElC (1 Ko)R?DlKo代入 mL=5, Co=Cb=

6、2.5% , Dl=3 X 105cm2/s , Ko=O.2可得出:gL 1.67 X io c /cm2s 即為所求.5. 在同一幅圖中表示第一節描述的四種方式的凝固過程中溶質再分配條件下固相成分的分布曲線。答:四種方式凝固過程中溶質再分配條件下固相成分的分布曲線：單向凝固時鑄棒內溶質的分布 6. 論述述成分過冷與熱過冷的涵義以及它們之間的區別和聯系。成分過冷的涵義 三合金在不平衡凝固時，使液固界面前沿的液相中形成溶質富集層，因富集層中各處的合金成分不同，具有不同的熔點，造成液固前沿的液相處于不同的過冷狀態，這種由于液固界面前沿合金成分不同造成的過冷。熱過冷的涵義：界面液相側形成的負溫度剃

7、度，使得界面前方獲得大于Tk的過冷度。成分過冷與熱過冷的區別熱過冷是由于液體具有較大的過冷度時，在界面向前推移的情況下，結晶潛熱的釋放而產生的負溫度梯度所形成的。可出現在純金屬或合金的凝固過程中，一般都生成樹枝晶。成分過冷是由溶質富集所產生，只能出現在合金的凝固過程中，其產生的晶體形貌隨成分過冷程度的不同而不同，當過冷程度增大時，固溶體生長方式由無成分過冷時的“平面晶依次開展為：胞狀晶一柱狀樹枝晶一內部等軸晶自由樹枝晶。成分過冷與熱過冷的聯系：對于合金凝固，當出現“熱過冷的影響時，必然受“成分過冷的影響，而且后者往往更為重要。即使液相一側不出現負的溫度梯度，由于溶質再分配引起界面前沿的溶質富集

8、，從而導致平衡結晶溫度的變化。在負溫梯下，合金的情況與純金屬相似，合金固溶體結晶易于出現樹枝晶形貌。7. 何為成分過冷判據？成分過冷的大小受哪些因素的影響？GlmLC lLLvRDlKo1 KoRNDl e當“液相只有有限擴散時 ,S N= %, ClCo，代入上式后得答：“成分過冷判據為：Gl v gC 1 K。rDlKo-其中：Gl 液相中溫度梯度R 晶體生長速度mL 液相線斜率Co原始成分濃度Dl液相中溶質擴散系數Ko平衡分配系數K成分過冷的大小主要受以下因素的影響：1液相中溫度梯度 Gl , Gl越小越有利于成分過冷2晶體生長速度 R , R越大，越有利于成分過冷3液相線斜率m_ ,m

9、L越大，越有利于成分過冷4原始成分濃度Co, Co越高，越有利于成分過冷5液相中溶質擴散系數 Dl,Dl越底，越有利于成分過冷6 平衡分配系數Ko ,KoV 1時，Ko越小,越有利于成分過冷；Ko 1時，Ko越大,越有利 于成分過冷。注淇中的Gl和R為工藝因素，相對較易加以控制；mL, Co , Dl , K。，為材料因素，較難 控制8?分別討論“成分過冷對單相固溶體及共晶凝固組織形貌的影響答：“成分過冷對單相固溶體組織形貌的影響 隨著“成分過冷程度的增大，固溶體生長方式由無“成分過冷時的“平 面晶依次開展為：胞狀晶一柱狀樹枝晶一內部等軸晶自由樹枝晶。“成分過冷對共晶凝固組織形貌的影響 :1共

10、晶成分的合金，在冷速較快時，不一定能得到100的共晶組織，而 是得到亞共晶或過共晶組織，甚至完全得不到共晶組織；2有些非共晶成分的合金在冷速較快時反而得到100的共晶組織；3有些非共晶成分的合金，在一定的冷速下，既不出現100的共晶組織，也不出現初晶 +共晶的情況，而是出現“離異共晶。9. 如何認識“外生生長與“內生生長？由前者向后者轉變的前 提是什么？ 僅僅由成分過冷因素決定嗎？答:“外生生長 : 晶體自型壁生核，然后由外向內單向延伸的生長方式，稱為“外生生長。 平面生長、胞狀生長和柱狀樹枝晶生長都屬于 外生生長 .“內生生長 : 等軸枝晶在熔體內部自由生長的方式那么稱為“內生生長 。 如果

11、“成分過冷在遠離界面處大于異質形核所需過冷 度厶異，就會在內部熔體中產生新的晶核，造成“內 生生長，使得自由樹枝晶在固 -液界面前方的熔體中出 現。外生生長向內生生長的轉變的前提是 :成分過冷區的進一步加大 。決定因素 : 外生生長向內生生長的轉變是由成分過冷的大小和外來質 點非均質生核的能力這兩個因素所決定的。大的成分過冷和強生核能力的外 來質點都有利于內生生長并促進內部等軸晶的形成。10. 影響枝晶間距的主要因素是什么？枝晶間距與材料的機械性能 有什么關 系？答 : 影響枝晶間距的主要因素 :純金屬的枝晶間距主要決定于晶面處結晶潛熱散失條件， 而一般單相合金的 枝晶間距那么還 受控于溶 質

12、元素在枝晶間的擴散行為。通常采用的有一次枝晶柱狀晶主干間距di、和二次分枝間距d2兩種。前者是胞狀晶和柱狀樹枝晶的重要參數，后者對柱狀樹枝晶和等軸枝晶均有重要意義。一次枝晶間距與生長速度 R、界面前液相溫度梯度 Gl直接相關，在一定的合金成分及生長條件下，枝晶間距是一定的，R及Gl增大均會使一次間距變小。二次臂枝晶間距與冷卻速度溫度梯度 Gl及生長速度R以及微量變質元素 如稀土的 影響有關。枝晶間距與材料的機械性能 :枝晶間距越小，組織就越細密，分布于其間的元素偏析范圍就越小，故越容易通過熱處理而均勻化。 而且，這時的顯微縮松和非金屬夾雜物也更加細小分散，與成分偏析相關的各類缺陷如鑄件及焊縫的

13、熱裂也會減輕， 因而也就越有利 于性能的提高。11. 根據共晶體兩組成相的 Jacks 。因子，共晶組織可分為哪三類？它們 各 有何生長特性及組織特點？答：根據共晶體兩組成相的 Jackson 因子，共晶組織可分為以下三類 ：1粗糙 - 粗糙界面非小晶面 - 非小晶面共晶2粗糙 - 光滑界面非小晶面 - 小晶共晶。3光滑 - 光滑界面小晶面 - 小晶面共晶。各自何生長特性及組織特點第1類共晶，生長特性為：“共生 生長 , 即在共晶偶合長大時，兩相彼 此緊密相連，而在兩相前方的液體區域存在溶質的運動， 兩 相有某種相互依賴關系。組織特點為：對于有共晶成分的合金 , 其典型的顯微形態是 有規那么的

14、 層片狀或其中有一相為棒狀或纖維狀 即規那么共 晶；對于非共晶成分的合金， 在共晶反響前， 初生相呈樹 枝狀長大，所得到的組織由初晶及共晶體所組成。第 (2) 類共晶體， 生長特性為：長大過程是相互偶合的共生長大。 組織特點為：組織較為無規那么的 , 且容易發生彎曲和分枝。第 (3) 類共晶體 , 生長特性為： 長大過程不再是偶合的。組織特性為： 所得到的組織為兩相的不規那么混合物。12. 試描述離異共晶組織的兩種情況及其形成原因。答 : 離異共晶組織有兩種情況 : “晶間偏析 和“暈圈 。晶間偏析的形成原因如下 :(1) 由系統本身的原因： 如果合金成分偏離共晶點很遠，初晶相長得很大，共晶成

15、分的殘留液體很少，類 似于薄膜分布于枝晶之間。當共晶轉變時，一相就在初晶相的枝晶上繼續長出， 而把另一相單獨留在枝晶間。(2) 由另一相的生核困難所引起：合金偏離共晶成分，初晶相長得較大。如果另一相不能以初生相為襯底而生核， 或因液體過冷傾向大而使該相析出受阻時，初生相就繼續長大而把另一相留在枝 晶間。暈圈的形成原因 ：由兩相在生核能力和生長速度上的差異所引起的， 所以在兩相性質差異較大的非小晶面 - 小晶面共晶合金中常見到暈圈組織13 試述非小晶面 -非小晶面共生共晶組織的生核機理及生長機理，組織特點和轉化條件。答：非小晶面 - 非小晶面共生共晶組織的生核機理如下：如以下圖(示意圖可不畫出)

16、所示，晶轉變開始時，熔體首先析出富 A 組元的 a 固溶體小球。a相的析出促使界面前沿 b組元原子的不斷富集，且為 B相的析出 提供了有效的襯 底，從而導致 B相固溶體在a相球面上的析出。在 B相析出過 程中，向前方的熔體中排出 a組元原子，也向與小球相鄰的側面方向球面方向排出A原子。由于兩相性質相近，從而促使a相依附于B相的側面長出分 枝。a相分枝生長又反過來促使 B相沿著a相的球面與分枝的側 面迅速鋪展，并 進一步導致a相產生更多的分枝。交替進行，形成了具有兩相沿著徑向并排生長 的球形共生界面雙相核心。這就是共生共晶的生核過程。所以片狀共晶結晶是通過搭橋方式即領先相外表一旦出現第二相，那么

17、可通過這種彼此依附、交替生長的方式產生新的層片來構成所需的共生界面，而不需要每個層片重新生核的方式來完成的。非小晶面-非小晶面共生共晶組織的生長機理如下:在共生生長過程中，兩相各自向其界面前沿排出另一組元的原子，如b圖所示，假設不考慮擴散，a相前沿液相成分為 Cl高于Ce，B相前沿液相成分為5低于Ce。只有將 這些原子及時擴散開，界面才能不斷生長。擴散速度正比于溶質的濃度梯度，由于 a相前沿富B,而B相前沿富A，因此，橫向擴散速度要比縱向大的多，縱向擴散一般可忽略不計 a圖。C圖為考慮擴散時成分分布示意圖，實際上，a B相交界處的液相成分不太可能正好為Ce ,而是高于或低于 Ce 取決于a、

18、b組元的擴散特性。于是，共晶兩相通過橫向擴散不斷排走界面前沿積累的溶質，且又互相提供生長所需的組元，彼此合作，并排地快速向前生長。非小晶面-非小晶面共生共晶組織的組織特點如下 ：宏觀平坦的共生界面將轉變為類似于單相固 溶體結晶時的胞狀界面。在界面突出 的胞狀生長中，共晶兩相仍以垂直于界面的方式進行共生生長，故兩相的層片將 會發生彎曲而形成扇形結構。第三組元濃度較大，或在更大的凝固速度下， 成分 過冷進一步擴大，胞狀共晶將開展為樹枝狀共晶組織，甚至還會導致共晶合金自外生生長到內生生長的轉變。非小晶面-非小晶面共生共晶組織的轉化條件如下：在a相、B相兩固相間界面張力各方向相同的情況下，當某一相的體積分數遠小于另一相時，那么該相以棒狀方式生長。當體積含量兩相相近時，那么傾向于層片狀生長。更確切地說，如果一相的體積分數小于1/n時，該相將以棒狀結構出現；如果體積分數在i/n1 /2之間時，兩相均那么以片狀結構出現。14.以灰鑄鐵共晶生長為例，試描述“非小晶面-小晶面共晶生長方 式以及生長動力學因素對其影響。答：非小晶面-小晶面共晶合金結晶的熱力學和動力學原理與非小晶面-非小晶面共晶合金根本相同，其根本區別在于由共晶兩相在結晶特性上的巨大差異所引起的 結構形態上的變化在灰鑄鐵Fe-C 石墨共晶共生生長中，領先相石墨垂直于棱柱面以010方向呈 片狀生長，而奧氏體那么以非封閉暈圈形式包圍著